本發(fā)明涉及適合用于工業(yè)機械、運輸、輸送設(shè)備等要求對巖石、砂、礦石、漿狀物質(zhì)等具有耐磨損性的部件的厚鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
在建筑、土木、礦山等工地使用的例如動力鏟、推土機、料斗、料罐、自卸卡車等工業(yè)機械、漿狀物質(zhì)輸送用鋼管等運輸、輸送設(shè)備的部件在使用時因土砂等而磨損。
目前已知通過增加鋼材的硬度來提高其耐磨損性，到現(xiàn)在為止，作為部分要求耐磨損性的部件用途，使用了大量添加合金元素而使硬度增加的鋼材等。
但是，已知如果為了提高耐磨損性而增加鋼材的硬度，則加工性大幅降低，作為需要加工的部件用途，存在難以應(yīng)用高硬度材料這樣的問題。
因此，要求在保持優(yōu)異的耐磨損性的同時，加工性也優(yōu)異的鋼材。例如專利文獻(xiàn)1中提出了一種鋼板，其以質(zhì)量％計含有0.13％～0.18％的C，適量含有Si、Mn、P、S、Al、B、N，還含有0.5％～2.0％的Cr、0.03％～0.3％的Mo、0.03％～0.1％的Nb，其中，成分組成滿足HI為0.7以上，且Ceq大于0.50，HB在25℃時為360以上且440以下，其中，HI＝[C]+0.59[Si]－0.58[Mn]+0.29[Cr]+0.39[Mo]+2.11([Nb]－0.02)－0.72[Ti]+0.56[V]、Ceq＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14，各合金元素為含量(質(zhì)量％)。
專利文獻(xiàn)1中記載，根據(jù)上述技術(shù)，通過淬火熱處理形成HB400等級的馬氏體組織，并且增加固溶Nb量，由此能夠提高高溫下的耐磨損性。
專利文獻(xiàn)2提出了一種鋼板，其以質(zhì)量％計含有0.10％～0.45％的C，適量含有Si、Mn、P、S、N，進(jìn)一步含有0.10％～1.0％的Ti，其中，每1mm2含有400個以上具有0.5μm以上大小的TiC析出物或TiC與TiN、TiS的復(fù)合析出物，且通過特定式表示的Ti*為0.05％以上且低于0.4％。
專利文獻(xiàn)3中提出了一種加工性優(yōu)異的耐磨損鋼板，其以質(zhì)量％計含有0.05～0.35％的C，適量含有Si、Mn、Al，進(jìn)一步含有0.1％～1.2％的Ti，其中，通過特定式表示的DI*低于60，以鐵素體相-貝氏體相為基體相，在該基體相中分散有硬質(zhì)相。
專利文獻(xiàn)2、3中記載，根據(jù)上述技術(shù)，通過凝固時生成以粗大的TiC為主體的析出物，能夠廉價地提高耐磨損性。
現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
專利文獻(xiàn)
專利文獻(xiàn)1：日本專利4590012號公報
專利文獻(xiàn)2：日本專利3089882號公報
專利文獻(xiàn)3：日本特開2010－222682號公報
技術(shù)實現(xiàn)要素：
發(fā)明所要解決的課題
然而，對于專利文獻(xiàn)1中記載的技術(shù)而言，由于實施淬火工序而形成了馬氏體組織，因此硬度為HB360以上的高硬度，不能認(rèn)為加工性良好。另外，專利文獻(xiàn)1中記載的技術(shù)大量添加了合金元素，因此合金成本增加。
對于專利文獻(xiàn)2、3中記載的技術(shù)而言，由于凝固時形成粗大的TiC，因此需要在軋制前實施鋼坯表面修整，制造成本增加。另外，專利文獻(xiàn)2、3中記載的技術(shù)的耐高溫磨損性不明確。
因此，本發(fā)明的目的在于提供廉價、具有優(yōu)異的加工性、且耐磨損性優(yōu)異的厚鋼板及其制造方法。
用于解決課題的方案
本發(fā)明人等為了實現(xiàn)上述目的，對各種因素對于耐磨損性的影響進(jìn)行了深入研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過使鋼材的組成適當(dāng)化，將以成分組成中多個合金元素含量的總計來定義的值設(shè)為一定值，且形成貝氏體相的面積分率為60％以上、貝氏體相中的島狀馬氏體的面積分率為5％以上且低于20％、剩余為鐵素體相、珠光體、馬氏體相的一種或兩種以上的鋼組織，能夠不使鋼材過度高硬度化，而在具有良好加工性的同時具備優(yōu)異的耐磨損性。
本發(fā)明是基于上述見解并進(jìn)一步研究而完成的。即本發(fā)明的要旨如下。
[1]一種耐磨損性優(yōu)異的厚鋼板，其以質(zhì)量％計含有如下組成：
C：0.200～0.350％、
Si：0.05～0.45％、
Mn：0.50～2.00％、
P：0.020％以下、
S：0.005％以下、
Al：0.005～0.100％，
且由下述式(1)定義的CI滿足40以上，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，
所述厚鋼板具有如下鋼組織：
貝氏體相的面積分率為60％以上，貝氏體相中的島狀馬氏體以相對于組織總體的面積分率計為5％以上且小于20％，
剩余部分由鐵素體相、珠光體、馬氏體相中的一種或兩種以上構(gòu)成，
CI＝60C+8Si+22Mn+10(Cu+Ni)+14Cr+21Mo+15V···(1)
式中，各合金元素為含量(質(zhì)量％)，其中，未含有的元素的含量為零。
[2]根據(jù)[1]所述的耐磨損性優(yōu)異的厚鋼板，其以質(zhì)量％計還含有選自下述成分中的一種以上：
Cu：0.03～1.00％、
Ni：0.03～2.00％、
Cr：0.05～2.00％、
Mo：0.05～1.00％、
V：0.005～0.100％、
Nb：0.005～0.100％、
Ti：0.005～0.100％、
B：0.0003～0.0030％。
[3]根據(jù)[1]或[2]所述的耐磨損性優(yōu)異的厚鋼板，其以質(zhì)量％計還含有選自下述成分中的一種以上：
REM：0.0005～0.0080％、
Ca：0.0005～0.0050％、
Mg：0.0005～0.0050％。
[4]一種耐磨損性優(yōu)異的厚鋼板的制造方法，該方法包括：
將包含[1]～[3]中任一項所述的鋼組成的鑄片或鋼片加熱至950～1250℃，然后進(jìn)行在Ar3以上溫度結(jié)束的熱軋，并在熱軋之后立即以5℃/秒以上的冷卻速度加速冷卻至400℃～650℃。
[5]一種耐磨損性優(yōu)異的厚鋼板的制造方法，該方法包括：
將包含[1]～[3]中任一項所述的鋼組成的鑄片或鋼片加熱至950～1250℃，然后進(jìn)行熱軋，進(jìn)行自然冷卻直至低于400℃，然后再加熱至Ac3～950℃，并在再加熱之后立即以5℃/秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻直至400℃～650℃。發(fā)明的效果
根據(jù)本發(fā)明，能夠容易且穩(wěn)定地制造加工性優(yōu)異、穩(wěn)定地具有優(yōu)異的耐磨損性的耐磨損鋼板，在工業(yè)上具有顯著的效果。
附圖說明
圖1是說明磨損試驗機的圖。
具體實施方式
本發(fā)明中對成分組成和鋼組織進(jìn)行限定。
[成分組成]
在說明中，％為質(zhì)量％。
C：0.200～0.350％
C(碳)是有助于島狀馬氏體生成的元素，是用于得到優(yōu)異的耐磨損性的重要元素。C含量低于0.200％時不能充分地獲得上述效果。另一方面，C含量超過0.350％時，焊接性及加工性降低。因此，將C含量限定在0.200～0.350％的范圍。需要說明的是，優(yōu)選為0.210～0.300％。
Si：0.05～0.45％
Si(硅)是作為鋼水的脫氧劑而發(fā)揮作用的有效的元素，而且是具有使淬火性提高、有助于島狀馬氏體生成的作用的有效元素。為了確保這樣的效果，將Si含量設(shè)為0.05％以上。另一方面，Si含量超過0.45％時，焊接性降低。因此，Si含量限定在0.05～0.45％的范圍。需要說明的是，優(yōu)選為0.15～0.40％。
Mn：0.50～2.00％
Mn(錳)是具有使淬火性提高、有助于島狀馬氏體生成的作用的有效元素。為了確保這樣的效果，需要將Mn含量設(shè)為0.50％以上。另一方面，Mn含量超過2.00％時，導(dǎo)致焊接性降低，大量生成在彎曲等加工時成為破壞起點的MnS。因此，Mn含量限定在0.50～2.00％的范圍。需要說明的是，優(yōu)選為0.60～1.70％。
P：0.020％以下
P(磷)在鋼中大量含有時會導(dǎo)致韌性降低。因此，優(yōu)選P含量盡可能降低。在本發(fā)明中，P含量可以允許至0.020％。因此，P含量限定為0.020％以下。需要說明的是，過度降低P含量會導(dǎo)致精煉成本高漲，因此優(yōu)選P含量為0.005％以上。
S：0.005％以下
S(硫)在鋼中大量含有時，作為MnS析出，不僅導(dǎo)致韌性變差，而且在加工時成為破壞的起點。因此，優(yōu)選S含量盡可能降低。在本發(fā)明中，S含量可以允許至0.005％。因此，S含量限定在0.005％以下。需要說明的是，過度降低S含量會導(dǎo)致精煉成本高漲，因此優(yōu)選為0.0005％以上。
Al：0.005～0.100％
Al(鋁)是作為鋼水的脫氧劑而發(fā)揮作用的有效元素。為了獲得這樣的效果，需要含有0.005％以上。Al含量低于0.005％時，不能充分地獲得這些效果。另一方面，Al含量超過0.100％時，焊接性、韌性降低。因此，Al含量限定在0.005～0.100％的范圍。需要說明的是，優(yōu)選為0.015～0.040％。
CI＝60C+8Si+22Mn+10(Cu+Ni)+14Cr+21Mo+15V≥40
式中，各合金元素表示含量(質(zhì)量％)，未含有的元素作為零計算。
CI低于40時，淬火性不足，不形成上述鋼組織，無法得到良好的耐磨損性。因此，CI限定在40以上。需要說明的是，優(yōu)選為44以上。另外，CI過大時，淬火性過高，馬氏體的生成量增多，有時不能形成上述鋼組織，因此優(yōu)選CI為80以下，更優(yōu)選為75以下。
上述成分為基本成分組成，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)。在本發(fā)明中，為了使特性提高，可以選擇含有Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Ti、B、REM、Ca、Mg中的1種或2種以上作為選擇元素。
Cu：0.03～1.00％、
Cu(銅)是具有使淬火性提高、有助于島狀馬氏體生成的效果的元素。為了獲得這樣的效果，需要含有0.03％以上。另一方面，Cu含量超過1.00％時，熱加工性降低，制造成本也高漲。因此，在含有Cu的情況下，優(yōu)選將Cu含量限定在0.03～1.00％的范圍。需要說明的是，從抑制熱加工性降低、降低成本的觀點考慮，更優(yōu)選限定在0.03～0.50％的范圍。
Ni：0.03～2.00％、
Ni(鎳)是使淬火性提高，同時有助于提高低溫韌性的元素。為了獲得這樣的效果，需要含有0.03％以上。另一方面，Ni含量超過2.00％時，制造成本上升。因此，在含有Ni的情況下，優(yōu)選將Ni含量限定在0.03～2.00％的范圍。需要說明的是，從成本降低的觀點考慮，更優(yōu)選限定在0.03～0.50％的范圍。
Cr：0.05～2.00％、
Cr(鉻)是具有使淬火性提高、有助于島狀馬氏體生成的效果的元素。為了獲得這樣的效果，需要含有0.05％以上。另一方面，Cr含量超過2.00％時，焊接性降低，并且制造成本高漲。因此，含有Cr的情況下，將Cr含量限定在0.05～2.00％的范圍。此外，優(yōu)選為0.07～1.50％，更優(yōu)選為0.20～1.00％的范圍。
Mo：0.05～1.00％、
Mo(鉬)是具有使淬火性提高、有助于島狀馬氏體生成的效果的元素。為了獲得這樣的效果，需要含有0.05％以上。另一方面，Mo含量超過1.00％時，焊接性降低，制造成本也高漲。因此，在含有Mo的情況下，將Mo含量限定在0.05～1.00％的范圍。需要說明的是，優(yōu)選為0.10～0.80％，更優(yōu)選為0.20～0.50％。
V：0.005～0.100％
V(釩)是提高淬火性，并且作為碳氮化物析出，通過使組織微細(xì)化的效果而有助于韌性提高的元素。為了獲得這樣的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，V含量超過0.100％時，焊接性降低。因此，含有V的情況下，將V含量限定在0.005～0.100％的范圍。
Nb：0.005～0.100％
Nb(鈮)是作為碳氮化物析出，且經(jīng)由組織的微細(xì)化而有助于有效地提高韌性的元素。為了獲得這樣的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，Nb含量超過0.100％時，焊接性降低。因此，在含有Nb的情況下，將Nb含量限定在0.005～0.100％的范圍。需要說明的是，從組織微細(xì)化的觀點考慮，優(yōu)選為0.010～0.030％的范圍。
Ti：0.005～0.100％
Ti(鈦)是作為TiN析出，且經(jīng)由固溶N的固定而有助于提高韌性的元素。為了獲得這樣的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，Ti含量超過0.100％時，粗大的碳氮化物析出，韌性降低。因此，在含有Ti的情況下，將Ti含量限定在0.005～0.100％的范圍。需要說明的是，從降低成本的觀點考慮，優(yōu)選限定在0.005～0.030％的范圍。
B：0.0003～0.0030％、
B(硼)是微量含有且有助于提高淬火性的元素。為了獲得這樣的效果，需要含有0.0003％以上。另一方面，B含量超過0.0030％時，韌性降低。因此，在含有B的情況下，將B含量限定在0.0003～0.0030％的范圍。
REM：0.0005～0.0080％
REM(稀土元素)固定S而抑制成為韌性降低及加工時破壞的原因的MnS。為了獲得這樣的效果，需要含有0.0005％以上。另一方面，REM含量超過0.0080％時，鋼中夾雜物量增加，導(dǎo)致韌性降低。因此，在含有REM的情況下，將REM含量限定在0.0005～0.0080％的范圍。需要說明的是，優(yōu)選為0.0005～0.0020％。
Ca：0.0005～0.0050％、
Ca(鈣)固定S而抑制成為韌性降低及加工時破壞的原因的MnS。為了獲得這樣的效果，需要含有0.0005％以上。另一方面，Ca含量超過0.0050％時，鋼中夾雜物量增加，導(dǎo)致韌性降低。因此，在含有Ca的情況下，將Ca含量限定在0.0005～0.0050％的范圍。需要說明的是，優(yōu)選為0.0005～0.0030％。
Mg：0.0005～0.0050％
Mg(鎂)固定S而抑制成為韌性降低及加工時破壞的原因的MnS。為了獲得這樣的效果，需要含有0.0005％以上。另一方面，Mg含量超過0.0050％時，鋼中夾雜物量增加，導(dǎo)致韌性降低。因此，在含有Mg的情況下，優(yōu)選將Mg含量限定在0.0005～0.0050％的范圍。需要說明的是，優(yōu)選為0.0005～0.0040％。
[鋼組織]
作為鋼組織，以面積分率(有時稱為面積率)計含有60％以上的貝氏體相，另外，貝氏體相中的島狀馬氏體以相對于組織總體的面積分率計含有5％以上且低于20％，剩余部分由鐵素體相、珠光體及馬氏體相中的一種或兩種以上構(gòu)成。通過形成這樣的組織分率，能夠提高鋼板的塑性變形性能，可以得到良好的加工性。另外，即使不將鋼板制成過度高硬度，也能夠得到優(yōu)異的耐磨損性。
貝氏體相：以面積分率計為60％以上
貝氏體相的分率以面積分率計低于60％時，不能確保希望的耐磨損性、加工性。因此，將貝氏體相的含量以面積分率計設(shè)為60％以上。優(yōu)選為80％以上。
島狀馬氏體：以面積分率計為5％以上且低于20％
島狀馬氏體在貝氏體相中微細(xì)分散，具有高硬度，因此有助于耐磨損性的提高。島狀馬氏體的分率以相對于組織總體的面積分率計低于5％時，不能確保希望的耐磨損性。另一方面，在上述面積分率為20％以上時，耐磨損性的提高效果飽和，導(dǎo)致鋼板的硬度過度提高，加工性、韌性變差。因此，上述面積分率設(shè)為5％以上且低于20％。需要說明的是，由于島狀馬氏體生成于貝氏體相的板條間或在貝氏體相的晶界，且是微小的，因此用光學(xué)顯微鏡難以分離貝氏體相和島狀馬氏體。因此，島狀馬氏體被認(rèn)為是貝氏體相的一部分。即，在上述貝氏體相的面積分率的計算中，在貝氏體相的面積內(nèi)包含島狀馬氏體的面積。其中，島狀馬氏體的面積分率以相對于組織總體的面積分率進(jìn)行計算。
鋼組織的貝氏體相以外的剩余部分為鐵素體相、珠光體及馬氏體相中的一種或兩種以上。
接著，對本發(fā)明的厚鋼板的制造方法進(jìn)行說明。
在對上述成分組成的鋼原材料進(jìn)行鑄造后保持在給定溫度的情況下，不冷卻而直接加熱，進(jìn)行熱軋，制成希望尺寸形狀的鋼板，或者冷卻后加熱，進(jìn)行熱軋，制成希望尺寸形狀的鋼板。鋼原材料的制造方法不需要特別限定，優(yōu)選通過轉(zhuǎn)爐等公知的熔煉方法熔煉鋼水，并利用連續(xù)鑄造法等公知的鑄造方法制成給定尺寸的鋼坯。也可以利用鑄錠-開坯法制成鋼坯。
鋼坯加熱溫度限定在950～1250℃的范圍。在低于950℃時，變形阻力高，軋制負(fù)載過大，阻礙軋制效率。另外，為了穩(wěn)定地獲得耐磨損特性，需要在鋼板整體上均勻地生成島狀馬氏體。在低于950℃時，存在于鋼原材料中的微偏析部的C、Mn等偏析元素的擴散不充分，島狀馬氏體優(yōu)先生成于偏析部，在分布上產(chǎn)生不均勻。另一方面，在超過1250℃的高溫時，導(dǎo)致過量的氧化皮生成所導(dǎo)致的成品率降低及能量消耗量增大，因此，加熱溫度限定在950～1250℃的范圍。需要說明的是，鋼坯加熱溫度是通過熱傳遞-熱傳導(dǎo)計算而求出的鋼坯在厚度方向的平均溫度。鋼坯在厚度方向的平均溫度與板厚1/4位置的溫度基本上相等。
熱軋將終軋溫度設(shè)為Ar3以上。終軋溫度低于Ar3時，生成鐵素體，未生成足夠量的貝氏體。因此，終軋溫度設(shè)為Ar3以上。另外，終軋溫度過高時，奧氏體晶粒生長，奧氏體粒徑變得粗大。因此，淬火性變得過高，馬氏體的生成量過多，難以得到希望的組織。因此，終軋溫度的上限優(yōu)選為930℃以下。需要說明的是，Ar3相變點可以通過從奧氏體冷卻時的熱膨脹曲線測定。另外，終軋溫度是鋼板表面溫度。
完成熱軋之后立即開始加速冷卻?！傲⒓础笔侵竿瓿蔁彳堉?0秒鐘以內(nèi)。冷卻速度為5℃/秒以上，冷卻停止溫度設(shè)為400℃～650℃。冷卻速度低于5℃/秒時，生成鐵素體，未生成足夠量的貝氏體，因此設(shè)為5℃/秒以上。另外，冷卻速度的上限沒有特別限定，加速冷卻中的冷卻速度的上限由鋼板表面的熱傳遞決定，因此，實際上冷卻速度為80℃/秒以下。需要說明的是，冷卻速度是指在板厚1/4位置從加速冷卻開始至加速冷卻結(jié)束的平均冷卻速度。在本發(fā)明中，以板厚1/4位置的溫度限定冷卻開始溫度、冷卻速度、冷卻停止溫度，這是由于，可以認(rèn)為板厚1/4位置的溫度表示鋼板表面的溫度與鋼板板厚1/2的溫度的中間的溫度，表示鋼板的板厚總體的平均溫度。
冷卻停止溫度低于400℃時，貝氏體相變結(jié)束，因此未生成足夠量的島狀馬氏體。另一方面，冷卻停止溫度超過650℃時，C被消耗于其后的自然冷卻時生成的珠光體，未生成足夠量的島狀馬氏體。因此，冷卻停止溫度設(shè)為400～650℃。需要說明的是，冷卻停止溫度是板厚1/4位置的加速冷卻結(jié)束時的溫度。
可以在熱軋結(jié)束之后將鐵素體相變或貝氏體相變結(jié)束的板厚1/4位置的溫度自然冷卻至低于400℃，然后再加熱至Ac3以上且950℃以下，然后進(jìn)行上述加速冷卻，以此來代替在熱軋完成之后實施加速冷卻的工序。加速冷卻的開始必須在鋼板的溫度下降、鐵素體相變開始之前進(jìn)行。因此，優(yōu)選從再加熱爐取出鋼板之后，在30秒鐘以內(nèi)進(jìn)行。
再加熱溫度低于Ac3時，不會充分發(fā)生從鐵素體向奧氏體的逆相變。由于需要在再加熱時使鋼板整體相變?yōu)閵W氏體，因此，在鋼板的1/2t位置加熱至Ac3以上。再加熱溫度超過950℃時，奧氏體粒徑粗大化而對韌性造成不良影響，導(dǎo)致能量消耗量增大。因此，再加熱溫度設(shè)為Ac3以上且950℃以下。再加熱溫度為鋼板的1/2t位置的溫度，根據(jù)熱傳遞-熱傳導(dǎo)計算來求出。需要說明的是，Ac3相變點可以通過從鐵素體向奧氏體加熱時的熱膨脹曲線來測定。
實施例
在真空熔化爐內(nèi)熔煉表1所示的組成的鋼水，在鑄模中鑄造，得到了150kg鋼錠(鋼坯)。將得到的鋼坯加熱并熱軋，然后進(jìn)行加速冷卻。需要說明的是，一部分鋼板進(jìn)行了如下處理：在熱軋結(jié)束之后，進(jìn)行自然冷卻，再進(jìn)行再加熱，然后進(jìn)行加速冷卻。
從得到的鋼板采集試驗片，實施組織觀察、磨損試驗。試驗方法如下所述。
(1)組織觀察
從得到的鋼板的板厚1/4位置以觀察面為與軋制方向平行方向剖面的方式采集組織觀察用試驗片，然后拋光至鏡面，通過硝酸乙醇腐蝕液使組織露出。然后，使用光學(xué)顯微鏡以400倍的倍率隨機觀察、拍攝3個視野，通過肉眼觀察鑒定貝氏體相，計算出面積率(貝氏體分率)。進(jìn)一步，將相同的組織觀察用試驗片再次進(jìn)行鏡面拋光，利用2步蝕刻法使島狀馬氏體露出。然后，使用掃描電子顯微鏡以2000倍的倍率從形成了貝氏體組織的部位觀察、拍攝10個視野，使用圖像分析軟件計算出島狀馬氏體的面積率(島狀馬氏體分率)。需要說明的是，貝氏體相、島狀馬氏體的面積率是相對于組織總體的面積率。
(2)磨損試驗
以距鋼板表面0.5mm的位置為試驗面(磨損面)的方式從得到的鋼板采集磨損試驗片(大小：10mm厚×25mm寬×75mm長)，將其安裝于圖1所示的磨損試驗機實施了磨損試驗。
以與試驗機轉(zhuǎn)子的轉(zhuǎn)軸垂直、且25mm×75mm的面為旋轉(zhuǎn)圓的圓周切線方向的方式安裝磨損試驗片，然后將磨損材料導(dǎo)入內(nèi)部。磨損材料使用平均粒徑30mm的硅石。
試驗條件在轉(zhuǎn)子：600轉(zhuǎn)/分、轉(zhuǎn)鼓：45轉(zhuǎn)/分的條件下分別使其旋轉(zhuǎn)來進(jìn)行。轉(zhuǎn)子的轉(zhuǎn)速在旋轉(zhuǎn)總計10000轉(zhuǎn)之后結(jié)束了試驗。試驗結(jié)束后測定了各試驗片的重量。計算出試驗后的重量與初期重量之差(＝重量減少量)，以SS400(JIS G3101普通結(jié)構(gòu)用軋制鋼材)的重量減少量為基準(zhǔn)值，計算出耐磨損比(＝(基準(zhǔn)值)/(試驗片的重量減少量))。將耐磨損比為1.5以上的情況評價為“耐磨損性優(yōu)異”。
(3)彎曲加工性
基于JIS Z2248(2006年)，使用鋼材試樣(寬100mm×長300mm×鋼板的原厚度；tmm)，在彎曲半徑2.0t(t＝板厚)的條件下進(jìn)行基于壓力彎曲法的180度彎曲試驗。通過肉眼觀察，如果在彎曲試驗后的試樣上沒有裂傷、其它缺陷，則彎曲加工性良好。
按照制造條件將上述試驗項目的結(jié)果示于表2。對于No.1～15、17、18、20的本發(fā)明例而言，耐磨損比為1.5以上，可以確認(rèn)優(yōu)異的耐磨損性。另一方面，比較例No.16的鋼組織的貝氏體分率和島狀馬氏體分率不滿足本發(fā)明的限定，彎曲加工性差。另外，比較例No.19的鋼組織的貝氏體分率和島狀馬氏體分率不滿足本發(fā)明的限定，耐磨損性差。對于No.21～23而言，鋼組織中的島狀馬氏體分率不滿足本發(fā)明的限定，耐磨損性差。